奥氏体珠光体铁素体贝氏体马氏体.pdfVIP

结构 奥氏体的面心立方点阵具有多个滑移系，使其容易塑性变形，牛产中利用上述性质进行钢的 热变形。又因面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，所以奥氏体的比热容最小， 奥氏体在与其他组织发生相互转变时，会产生体积变化，引起残余内应力和一系列的相变。 密排六方、面心立方致密度 0.74 ，体心致密度0.68 ， 性能 奥氏体的面心立方结构使其具有良好的塑性、低的屈服强度和硬度。 奥氏体中铁原子激活能大，扩散系数小，因此奥氏体钢的热强性好。 线膨胀系数大 导热性能差 奥氏体晶粒度 实际生产中习惯用晶粒度来表示奥氏体晶粒大小。奥氏体晶粒通常分为 8 级标准评 定，1 级最粗，8 级最纫，超过 8 级以上者称为超细晶粒。 晶粒度级别N 与晶粒大小的关系为： 式中，n 为放大 100 倍的视野中每平方英寸(6 ．45cm2)所含的平均奥氏体晶粒数目。奥氏体 晶粒越细小爪就越大，N 也就越大。 1. 起始晶粒度：起始晶粒度是指在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界 刚刚相互接触时的品粒大小，取决于奥氏体的形核率 N 和长大速度 G 。 2. 实际晶粒度:实际生产中，各式各样热处理工艺处理后得到的奥氏体晶粒大小。 3. 本质晶粒度：钢在规定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。1-4 级为本质细晶粒， 5-8 为本质粗晶粒。 种类 颗粒状奥氏体：奥氏体的组织形态与原始组织、加热速度、加热转变的程度有关，一般由多 边形等轴晶粒组成，这种形态也称为颗粒状，在晶粒内部经常可以看到相变孪品。 针状奥氏体:非平衡态时低碳钢以适当的速度加热到(a 十 r)两相区可得到针状奥氏体。 一般热处理手册上列出的实际临界点数据，多是在 30-50 度/小时的加热或冷却速度下测定 的。 奥氏体等温形成动力学曲线 时间-温度-奥氏体化图，简称 TTA 图 奥氏体等温形成动力学油线指在一定温度下，奥氏体形成量与等温时间的关系曲线，常用金 相法进行测定。将一纽厚度为 1—2MM 的薄片共析碳钢试样，在盐浴中迅速加热至AC1 点 以上某一指定温度，保温不同时间后在盐水中急冷至室温，然后制取金相试样进行观察。因 加热转变所得的奥氏体在快冷时转变为马氏体，故根据观察到的马氏体量的多少即可了解奥 氏体的形成数量。作出各温度下奥氏体形成量与保温时间的关系曲线，即得奥氏体等温形成 动力学曲线。 加热温度，加热速度，保温时间，原始组织，合金成分 奥氏体化： 1. 形核 奥氏体通常在铁素体与渗碳体界面上通过扩散形成的原因： 1.在相界面上形核，容易获得形成奥氏体所需的浓度起伏、结构起伏和能量起伏。首先，由 于铁索体的含碳量极低(0 ．02 ％以下) ，渗碳体的含碳量又很高(6 ．67 ％) ，奥氏体的含碳量 介于两者之间，在相界面上吸附有碳原于，且含量较高，界面扩散速度又较快，容易形成较 大的浓度起伏，使相界面某一微区达到形成奥氏体晶核所需的碳浓度； 2.在两相界面处，原子排列不规则，容易满足形核所需的结构起伏； 3.界面上能量较高，容易造成能量起伏，以满足形核功的需求； 4.在相界面形核阻力小。因为在界面非均匀形核的形核功较低，一方面增加的界面能减少， 因为在新界面形成的同时，会使原有界面部分消失；另一方面，增加的应变能减少(因为原 子排列不规则的相界更容易容纳一个新相) 。这样，形核引起的系统自由能总变化会因阻力 项的减少，更容易满足 G＜0 的相变热力学条件。 2. 长大 奥氏体晶粒的长大是通过 C 原子的扩散实现的。 3. 残留碳化物的溶解 残留碳化物溶解是通过 Fe3C 中的碳原子向奥氏体中扩散和铁原于向贫碳的渗碳体扩散，渗 碳体向奥氏体晶体点阵改组来完成的。 4. 成分均匀化 此公式中参数直接与温度相关。  平衡组织共析钢的奥氏体化 奥氏体在片状珠光体中还会沿平行于片层方向长大，此时碳原子有两种扩散途径：①在 奥氏体中进行体扩散；②沿着。奥氏体／铁素体相界面进行界面扩散。其中第二种是主要途 径，因为沿界面扩散路途较短，且扩散系数大。借助这两种扩散途径，奥氏体沿平行于片层 方向的长大速度要比沿垂直于片层方向的长大速度要高。 综上所述，奥氏体的长大受碳的扩散所控制，奥氏体中的碳浓度差是奥氏体在铁索体和 渗碳体相界面上形核的必然结果，它是碳扩散并造成相界面推移的驱动力，相界面推移的结 果是 Fe3C 不断溶解，铁素体相逐渐转变为奥氏体相。  平衡组织非共析钢的奥氏体化 亚共析钢与过共析钢的奥氏体形成过